双相不锈钢及其制造方法 本发明是一项关于用于海岸设施等的双相不锈钢及其制造方法的发明。本发明尤其是关于由含铁素体相和奥氏体相的双相不锈钢及其制造方法的发明。
一般说来，其中有混在一起的铁素体相和奥氏体相地双相不锈钢(下文称之为双相不锈钢)在耐腐蚀和耐应力腐蚀方面是优越的。因此该钢被广泛地用于要求有高耐腐能力的设备如油井钻管、发电厂脱硫设施、造纸罐设施、制酸罐、海水泵、海洋建筑物等中。
以耐腐性优越而已知的这种双相不锈钢一般都含有用于促进抗点状腐蚀能力的大量Cr元素。此外，还含作为基本元素的Mo和Ni，而且该双相不锈钢大致被分为两类。
其中之一是UNS31803，其组成为：21-23％(重量，以下只用％表示)的Cr、4.5-6.5％的Ni、2.5-3.5％的Mo、0.08-0.20％的N、小于2％的Mn和小于0.03％的C。
另一类是SAF2507，其组成为24-26％的Cr、6～8％的Ni、3-5％的Mo、0.24-0.32％的N、小于0.5％的Cu、小于1.2％的Mn及小于0.03％的C。
上述的不锈钢具有几乎与超级奥氏体相不锈钢相同的耐腐蚀性。但它们的热塑性低，因此，当将这些不锈钢作成钢板时，它们易于在热轧过程中形成边缘裂纹。若形成边缘裂纹，则将导致钢板断裂及实际产率大为降低。因此，这类不锈钢必须具有优良的热塑性。
有一种改善该双相不锈钢的热塑性的常规方法，按该法，往此双相不锈钢中加Ce(J.I.Komi，et al.，Proc.of Int.Conf.on Stainless Steels，ISIJ，Tokyo，1991，P807)。按此法，将S含量降至30ppm、然后加Ce，从而可防止S编析，借此改善热塑性。
此外，按A.Paul等人的意见，为促使该不锈钢在热轧过程中的奥氏体相重结晶，则要使应变率很高，借此来改善热塑性(Innovation ofStainless Steel，Florence，Italy，1993.P3297)。
但上述方法的难题在于它们不能用于这样的设施：其中的此温度是可通过调节热轧过程中的温度而得到补偿。
上述所有的双相不锈钢都不含W，但含Mo。但其中加有Mo和W的复合的双相不锈钢都具有更为优良的热塑性和耐腐蚀能力。因此，近年来对混合加有Mo和W的双相不锈钢的研究一直很热门。比如，在由B.W Oh等人提出的双相不锈钢中，含20-22％的Cr钢中的Mo部分地被W取代。据报导，含2.7％的W和1.05％的Mo的双相不锈钢的抗腐蚀性能较含2.78％Mo的该类钢有所改善(Innovation of Stainless Steel，Florence，Italy，1993，P359)。
但是，上述的钢中的Mo含量过低，因此其耐腐蚀能力下降。
作为另一例子，H.Okamoto在欧洲专利EP 0,545,753Al中提出了一种其中加有2-4％的Mo和1.5-5.0％的W的双相不锈钢。这种钢已知是具有高强度和高的抗腐蚀性能的。但它在热轧时易于开裂，而且相的稳定性也趋于下降。
此外，还有其它的例子。其一是本发明人的韩国专利申请94-38249，在其中公开了一种含22.5-23.5％的Cr的双相不锈钢。而其中另一例子是本发明人的韩国专利申请94-38978，其中公开了一种含24-26％的Cr的双相不锈钢。在这些双相不锈钢中，混合加有Mo和W以便改善抗腐蚀性，还有，它们可用诸如Tandem轧机之类的设备制造，为此要改善抗高温氧化性能及热塑性。但在这些含Mo和W的双相不锈钢被用于需要焊接的结构上的场合下，热影响区显示出某些金属间化合物的析出。因而冲击韧性下降，而且因而相稳定性易于下降。本发明的简要说明
为改进韩国专利申请94-38249和94-38978的该双相不锈钢。本发明人进行了反复的研究和实验，然后作为这些努力的结果提出了本发明。
因此，本发明的目的在于提供一种在热塑性和抗高温氧化能力方面及在热影响区中的耐腐蚀能力和相稳定性方面均优的双相不锈钢。
本发明的另一目的在于提供一种制造双相不锈钢的方法，按该法是可用联轧轧机制造该双相不锈钢的。
该双相不锈钢是通过以下步骤制成的：炼钢、精炼、制备连铸坯、对该连铸坯的表面进行打磨、在加热炉中加热到1200-1350℃、热轧、退火及酸洗。
该连铸坯的制造过程被分成连铸步骤和钢坯冷却步骤。而连铸步骤又被分成第1连铸冷却阶段和第2连铸冷却阶段。
在以常规方法制造该连铸坯的情况下，对冲击韧性很敏感的金属间化合物在部分第2连铸冷却步骤和钢坯冷却步骤过程中形成。
在形成该金属间化合物的场合下，为改善表面质量而进行的连铸坯表面打磨会导致表面裂纹的形成。
一般来说，当形成3-5％的金属间化合物时，冲击韧性急剧下降(L.Karlsson，Application of Stainless Steel 92，9-11，June 1992，Stockholm.Sweden)。
在1200-1350℃的高温下操作的过程中，这类裂纹形成粒状的氧化铁皮，从而引起表面缺陷。
本发明人发现：在钢坯的表面打磨过程中引起裂纹形成的该金属间化合物的析出与该钢坯的冷却速度密切相关。因此，本发明人提出了本发明。
因而，本发明的再一目的是提供制造双相不锈钢的方法，按该法，在制造此钢坯的过程中按一定的温度区间适当控制此冷却速度，以便将该金属间化合物的形成限于最少，借此防止在该钢坯的表面打磨时出现表面缺陷。最佳实施方案的说明
该包含铁素体相和奥氏体相的双相不锈钢由重量百分比为小于0.03％的C、小于1.0％的Si、小于2.0％的Mn、小于0.04％的P、小于0.004％的S、小于2.0％的Cu、5.0-8.0％的Ni、22-27％的Cr、1.0-2.0％的Mo、2.0-5.0％的W及0.13-0.30％的N组成。或还加有一种或两种选自由：小于0.03％的Ca、小于0.1％的Ce、小于0.005％的B和小于0.5％的T1构成的物组中的元素。
还有，该Cr当量与Ni当量之比(Creg/Nieq)为2.2-3.0。还有W与Mo的重量比(W/Mo)为2.6-3.4。即，本发明的双相不锈钢满足以上条件，而Nieq和Creg是按下式确定的：
Nieq＝％Ni+30×％C+0.5×％Mn+0.33×％Cu+30×(％N-0.045)，以及Creq＝％Cr+％Mo+1.5×％Si+0.73×％W
在其中过剩氧量为2％(体积)的加热炉中于1250-1300℃的温度下加热组成如上的钢坯。以1-10/秒的应变率进行热轧。在该热轧期间，第一道次的压缩比为10-20％，此后此压缩比保持为小于40％。而后于1050-1000℃的温度下以15-25％的压缩比进行终热轧，借此制成热轧板。再使此热轧板退火和酸洗，这样就制成了符合本发明的该双相不锈钢。
在制造该钢坯的过程中，在Cr含量为22-23％的情况下，于950-800℃至650-700℃的温度范围内控制冷却速度为3℃/分。而在Cr含量为23-27％的场合下，于1000-800℃至650-700℃的温度区间内所用的冷却速度为5℃/分。以这种方式，将此钢坯水冷或空冷至常温。而后在其中的过剩氧量小于2％(体积)的加热炉中将此钢坯加热到1250-1300℃。再以1-10/秒的应变率进行热轧。在此热轧期间，第一道次的压缩比为10-20％，此后将压缩比保持为小于40％。然后以15-25％的压缩比于1050-1000℃的温度下进行终热轧，从而制成热轧板。再使此热轧板退火和酸洗，从而制成符合本发明的双相不锈钢。
现在详细说明符合本发明的该双相钢的成份。
碳是强的奥氏体形成元素，但若其含量超过0.03％，则其以碳化铬的形式析出，结果使耐腐蚀性下降。因此最好将C限于0.03％以下。
Si是作为脱氧剂加入的，但其若加得过多，则促进了金属间化合物的形成。因此Si的加入以限于1.0％为好，更好是限于0.6％以下。
Mn提高N在该双相不锈钢冶炼时的溶解度。但Mn形成MnS，从而降低耐腐蚀性，因此最好将Mn限于2.0％以下。
P是含在于炼钢过程中加入的废钢和铁合金中而自然带入的。若P含量大于0.04％，则耐腐蚀性和冲击韧性均变差。因此可取的是将P限于0.04％以下，更好是限于0.03％以下。
S也是含在炼钢过程中加入的废钢和铁合金中而自然带入的。这种元素在晶界上形成硫化物，因此降低了热塑性。该硫化物引起点状腐蚀，从而使耐腐蚀性明显下降。因而若S含量超过0.004％，则耐腐蚀性和冲击韧性均下降，所以较好是将S含量限于0.004％，而更好是限于0.003％以下。
Cu抑制金属间化合物形成，并在还原气氛中提高耐腐蚀能力。尤其是在含22.5-23.5％的Cr的场合下，通过加Cu改进了冲击韧性。但若其含量超过2.0％，则使热塑性下降。因此将Cu含量限于2.0％以下为宜，更好是限于1.0％以下。
Ni是使奥氏体相稳定的重要元素。但其Ni含量背离了适当的范围，则使奥氏体相和铁素体相比率失调，结果使该双相不锈钢丧失其固有性能。尤其是在Ni含量小于5％的情况下，使N溶解度下降的铁素体相增加，从而在该铁素体相中形成氮化铬，结果降低了耐腐蚀性和冲击韧性，因此最好应将Ni含量限于5-8％。
Cr是改善耐腐性的重要元素。若Cr含量小于22％，该双相不锈钢就不具备所要求的耐蚀性。另一方面，若其大于27％，则该金属间化合物的析出速度变快，结果降低了耐腐蚀性和冲击韧性。因此最好应将Cr含量限于22-27％。
与Cr一样，Mo也是改善耐蚀性的重要元素。尤其是在氯化物的环境中，它显出优越的抗点状腐蚀的能力。但，若其含量小于1％，则抗点状腐蚀的能力不足。另一方面，若其含量大于2％，则其促进金属间化合物的形成，结果使耐蚀性和冲击韧性下降。因此最好将Mo含量限于1-2％。
W是改善耐腐蚀性的重要元素。尤其是在低pH值时，它显示了优越耐点状腐蚀的性能并推迟了该双相不锈钢中的σ相析出。但若W含量小于2％，则上述作用就变得不足，而若其大于5％、则在高温炉的气氛下迅速进行氧化，并且促进金属间化合物形成。因此，最好应将W含量限于2-5％。
N是强奥氏体稳定化元素，并改善耐磨蚀性。若N含量小0.13％，则该双相不锈钢不具有所要求的耐磨蚀性，而促进金属间化合物析出。另一方面，若N含量大于0.27％，则奥氏体相被过分增强，结果使热塑性下降。因此，最好将N含量限于0.13-0.27％。但若S含量小于0.002％，则N含量最多可提高到0.3％。
在此期间，若添加一或两种选自由Ca、Ce、B和Ti所构成的物组中的元素，则可进一步改善此双相不锈钢的热塑性。但这些元素的上限分别为Ca：0.02％、Ce：0.1％、B：0.005％、Ti：0.5％。若不遵守这些上限，则这些元素只起到了多余添加物的作用，结果使耐磨蚀性和冲击韧性变差。
在组成如上述的该双相不锈钢中，铁素体相和奥氏体相共存。但在该双相不锈钢的情况下，若要有优越的热塑性、高温氧化特性、耐腐蚀性和冲击韧性，则该奥氏体相与铁素体相的相间比应为65-55∶35-45。最佳的该奥氏体相与铁素体相的相间比为55∶45。但该双相不锈钢的此相间比受到基元素Cr、Ni、Mo、W、N、Cu、Si和C的很大影响。因此，若为保证有适当的相间比，则必须设定好适宜的Cr当量(Creq)和Ni当量(Nieq)。
Ni当量(Nieq)可按下式计算：
Nieq＝＝％Ni+30×％C+0.5×％Mn+0.33×％Cu+30×(％N-0.045)
而在此期间，Cr当量(Creq)的计算式中不包括铁素体形成元素W。因此，该Cr当量(Creq)可按下式计算，在该式中按F.B.Pickering的实验采用了0.73的加权值：
Creq＝％Cr+％Mo+1.5×％Si+0.73×％W。
(The metallurgical Evolution of Stainless Steels，the American Societyof Metals，Cleveland，Ohio，1979，P132)。
若欲将该双相不锈钢中的此相间比保持在55∶45，则按该Creq和Nieq的计算式，必须使Creq/Nieq之比在2.2-3.0的范围中。若Creq/Nieq之比背离了上述范围，则该双相不锈钢的相间比也背离55∶45的比值，结果使高温氧化特性、耐腐蚀性和热塑性下降。
即使Creq/Nieq之比处于上述范围中，而且即使Mo和W的总含量处于该合乎要求的范围内，从而得到良好的热塑性，但若W/Mo的重量比不合适，那么由于析出金属间化合物而会使冲击韧性受到不利的影响。即在Cr含量为22-27％的本发明的钢中，当W/Mo的重量比为2.6-3.4时，则热塑性变得极好。尤其是，由于在该热影响区中减少了金属间化合物的形成，所以可使该相稳定。
现在详述本发明的双相不锈钢的制法。
可在制造双相不锈钢的通常方法的基础上制造符合本发明的该双相不锈钢。但在用通常的不锈钢生产设备而不是专用设备进行制造的场合下，存在的缺点是需对各钢种调整再加热环境。不仅如此，而且还需要其它的特殊条件。
在常用的不锈钢如304不锈钢的情况下，当钢坯再加热时，将炉中的过剩氧量限于约3％(体积)。在这种环境中，若将含22.5-23.5％的Cr的钢坯再加热，当W含量大于4％时，氧化量急剧增加。在此期间，若含24-26％的Cr的钢坯被再加热，当W含量大于6.12％时，氧化急剧增加。
因此，为改善含有大量Mo和W的该双相不锈钢的高温氧化特性，本发明人将再加热炉中的过剩氧量调到低水平。这样有害地影响高温氧化量和表面状况的局部腐蚀就会减少。此建议公开于本发明人申请的韩国专利申请95-14484中。
在本发明中，可将上述加热方式按需要地用于加热本发明的双相不锈钢的钢坯。
即，在本发明的双相不锈钢的再加热过程中，将加热炉内的环境中的剩余氧量控制得小于2％(体积)。在此条件下，再加热的温度范围为1250-1300℃。
还有，在此钢坯的热轧过程中，将初始的压缩比定于低水平，此后，逐步增加压缩比。但在约1050-1000℃时则再次降低压缩比。比如，第一轧制道次的压缩比最好应定为10-20％，而后将压缩比保持在40％。当温度达到1050-1000℃时，则以15-25％的压缩比进行终热轧。
在含有铁素体相和奥氏体相的该双相不锈钢中，两相间的强度差很大，因此，热轧的进行是很严格的。尤其是当热轧温度降到1100℃以下时，若压缩比大，则形成裂纹。因此使压缩比最大不超过40％是合乎要求的。
还有，若在1050-1000℃的温度范围内该压缩比大于25％，则会因该双相不锈钢独有的特性而形成裂纹。另一方面，若此压缩比降到15％以下，从生产率的观点看则是不合要求的。
在此期间，热轧过程中总的应变率最好应设为1-10/秒。此原因如下，若应变率大于10/秒，则重结晶效应(软化效应)就变得不足，结果易形成裂纹。另一方面若应变率小于1/3秒，则生产率急剧下降，从而带来不希望的后果。
然后使按上述方法制成的热轧板进行常规的退火和酸洗，从而得到成品双相不锈钢。
适用于本发明的退火条件如下：
在含W的本发明的钢中，该析出温度高。因此，在该钢含22-23％的Cr的情况下，最好在1050℃以上进行此退火，而在该钢含23-27％的Cr的情况下，最好在1100℃以上进行此退火。
在退火期间，气氛中的过剩氧含量以3％(体积)为宜，从而在酸洗过程中易使被酸洗的鳞片剥落。较佳的过剩氧含量为5-10％(体积)。
在此期间，本发明的钢中所含的W是一种易挥发元素，因此若过剩氧含量增加，则很快产生高温氧化。因此过剩氧含量的上限最好应为10％(体积)。
在此期间，在该钢含22-23％的Cr的情况下，为抑制金属间化合物析出，以大于3℃/秒的冷却速度进行冷到室温的冷却。在该钢含23-27％Cr的情况下，最好以大于5℃/秒的冷却速度冷到室温。
在此期间，本发明人推荐如下的制造该双相不锈钢饮坯的方法，即，本发明人发现：引起表面裂纹的金属化合物析出与钢坯的冷却速度密切相关。因此，在制造此钢坯的过程中，在一特定温度范围内最好要适当控制此钢坯的冷却速度，从而将金属间化合物的析出减至最少。这样就可防止在打磨钢坯表面时出现表面缺陷。下文将详述此钢坯制造方法。
为制造该双相不锈钢，首先将具有特定成分的钢水连铸成坯。而后将其冷至室温，从而得到成品坯。
连铸的冷却过程被分为初次冷却和二次冷却。
一般说来，在制造该双相不锈钢时，连铸始于1450-1500℃的温度而终于900-1000℃的温度。该初次冷却与1350-1420℃的温度范围相应，而二次冷却与1350-1420℃至900-1000℃的温度范围相应。
按本发明，在部分二次冷却和部分钢坯冷却阶段控制此冷却速度。
即，在该钢含22-23％的Cr的情况下，将950-800℃至650-700℃的温度范围期间的连铸和连铸坯冷却过程中的冷却速度定为3℃/分以上。在此期间，在该钢含23-27％的Cr的情况下，将1000-800℃至650-700℃期间的此冷却速度设为大于5℃/分。
根据本发明人所知的金属间化合物析出特性，在该钢含22-23％的Cr的情况下，发现该金属间化合物析出的最高温度为950℃。
因此在本发明中，若Cr含量为22-23％，则最好将950-800℃至650-700℃的温度范围内的此冷却速度定为3℃/分。理由如下，即，若上述温度范围内的该冷却速度小于3℃/分，则形成2％以上的金属间化合物，结果产生表面裂纹。最佳的温度范围为950-700℃，而最佳的冷却速度为3-10℃/分。
在此期间，当本发明的钢含23-27％的Cr时，1000-800℃的温度范围期间的此冷却速度最好应定为5℃/分，即，若在1000-700℃的温度期间此冷却速度小于5℃/分，则形成2％以上的金属间化合物，结果因表面裂纹而产生缺陷。该最佳冷却速度为5-180℃/分。
钢坯冷却条件和Cr含量的关系具体陈述如下。
金属间化合物的析出速度和析出温度范围因Cr含量而变。
Cr含量越高，则该析出温度范围就变得越宽，而且在同一温度范围内该金属间化合物析出速度也变得越快。
因此，若要调整金属间化合物的量，则必需根据Cr含量来确定冷却速度和冷却温度范围。
若Cr含量为22-23％，则金属间化合物开始形成的起始温度小于950℃。显示出最高析出速度的温度范围为800-900℃，而低于700-650℃的温度的析出速度则非常慢。
因此，在该钢含22-23％的Cr的情况下，最好在950-800至650-700℃的温度区间内，以定为大于3℃/分的冷却速度，而更好是3-60℃/分的冷却速度进行该钢坯的冷却。
在将此钢坯冷到650-700℃的温度范围后，则将用通常的方法，即进行水冷或强空冷以便将此钢坯冷至室温。在以这种方式制成的钢坯中，形成的金属间化合物小于2％。
在此期间，在该钢含23-27％的Cr的情况下，开始形成金属间化合物的温度小于1050℃，而显示出最大析出速度的温度范围为800-950℃，而在温度低于700-650℃时此析出速度很慢。
因此，在本发明的钢含23-27％的Cr的情况下，1000-800℃至650-700℃的温度范围内的冷却钢坯的此冷却速度较好是定为5℃/分以上，而更好是5-180℃/分。
在将此钢坯冷至650-700℃的温度后，就采用常规方法，即进行水冷或强空冷以便将此坯冷至室温。在按此方式制成的钢坯中，金属间化合物的析出量小于2％。
通过采用以上述方式制成的钢坯制造双相不锈钢的方法以如下方式进行，即，打磨符合本发明的双相不锈钢的钢坯。而后进行此钢坯的重加热和热轧，结果得到热轧板。再使此热轧板退火和酸洗，从而得到含铁素体相和奥氏体相的双相不锈钢。
现用实施例叙述本发明。
实施例1
熔炼成份如表1中所示的钢，并将其铸成50kg的锭。于加热炉中将此锭于1270℃的温度下热处理3小时。
再用试验轧机将此加过热的钢坯轧至12mm。在此轧制时，压缩比如下，即开始第一道次所用的压缩比为18％，此后，逐渐提高压缩比。而后在约1050-1000℃的温度范围中，在进行热轧时再减少此压缩比。而后进行水淬。终轧温度在1000℃以上。
对此热轧双相钢板进行热塑性、抗高温氧化能力、耐腐蚀能力和冲击韧性试验，以此评价相稳定性。试验结果示于表2中。
通过按以下方式进行的高温拉伸试验检测热塑性。即，通过采用Gleeble 1500、以20℃/秒的加热速度进行最高为1290℃的加热，然后在此温度下保温1分钟。然后以10℃/秒的冷却速度进行降到1050℃的冷却，在此温度下保温10秒。然后以300mm/秒的十字头速度施以拉应力，直至拉断为止。然后于1050℃下，若面缩率超过80％，则定为优(●)，若大于70％则定为适宜(■)，而若小于70％，则以▲表示。
以下述方式进行高温氧化试验。即，在1290℃的温度下，在含3％(体积)剩余氧的环境中进行3小时的高温氧化，然后将增加的重量作为试验结果。在进行此加热时，用90分钟的时间达到1290℃，此后于1290℃保温120分钟。评价结果以下列方式表示。若增加的重量小于10mg/cm2，则定为优(●)，而若大于10mg/cm2，则以▲表示。
在进行耐腐蚀试验时，采用改变了的ASTMG-48试验法。即，以每2.5℃的范围进行24小时浸泡。然后测量在表面上形成蚀点时的温度，并展示各试验件的相关的抗点状腐蚀性能。
以下述方式进行相稳定性评价。即，将各试验件于900℃加热3分钟，而后进行Charpy冲击试验，借此评价试验结果。在该钢含22-24％的Cr时，若冲击功大于150J，则将相稳定性定为优(●)，而若其小于150J则将相稳定性定为差(▲)。另一方面，在该钢含24-27％的Cr时，若冲击功大于50J，则将相稳定性定为(●)，而若其小于50J，则将相稳定性定为差(▲)。
表1
单位：％(重量)钢CSiMnNiCrMoCuWNPS其它W/MoCreq/Nieq1×0.0210.551.515.4224.583.060.27 -0.180.0050.001902.6012×0.0210.531.495.3323.013.100.22 -0.150.0050.001702.713×0.0190.531.485.4323.033.050.21 -0.130.0050.001702.8714×0.0190.541.535.3122.553.031.01 -0.120.0050.001702.865×0.0190.541.515.3023.493.031.04 -0.170.0040.001602.5496×0.0210.541.505.3422.972.200.212.030.150.0060.00160.9232.7637×0.0180.531.495.4023.071.170.234.010.150.0040.00173.4272.8218×0.0170.521.515.2822.50 -0.236.020.150.0050.0017 -2.8329×0.0170.541.505.2122.872.051.002.500.150.0040.00141.222.7610×0.0210.510.756.5225.453.260.19 -0.220.0050.001702.29611×0.0190.490.756.4025.513.500.22 -0.240.0060.002202.24212×0.0190.540.776.4725.402.450.25 2.250.230.0040.00140.9182.32113×0.0170.480.756.6425.18 -0.237.100.230.0050.0015 -2.36414×0.0180.480.796.4625.170.500.226.120.230.0040.001612.242.3715×0.0140.551.505.4222.511.250.222.510.140.0050.00182.0082.77716○0.0110.541.495.4322.531.020.212.900.140.0050.00162.8432.80917×0.0120.540.656.1025.491.540.222.930.260.0050.00151.9032.25318×0.0120.550 .646.2325.501.030.233.610.280.0050.00173.5052.13719×0.0120.530.766.5425.551.750.223.620.270.0040.00132.0692.1820×0.0220.520.756.5125.401.250.204.510.270.0060.00153.6082.13921×0.0120.541.485.4322.533.120.21 -0.140.0040.001502.822×0.0100.551.515.3222.513.101.03 -0.150.0050.001702.6823×0.0110.531.505.5122.502.100.221.420.150.0040.00130.6762.69424×0.0190.551.495.6022.471.760.231.810.160.0050.00161.0282.52625×0.0190.551.515.4222.511.520.212.130.160.0060.00161.4012.57326×0.0210.540.656.1225.543.540.22 -0.280.0040.001502.10527×0.0210.540.646.2125.392.530.201.420.290.0060.00150.5612.04228×0.0210.530.636.1525.532.030.202.110.280.0050.00151.0442.10429×0.0210.540.656.0325.413.100.210.720.300.0040.00140.2322.0330×0.0200.550.716.5025.521.500.224.010.290.0050.00152.6732.06831×0.0200.540.756.4625.542.040.233.220.300.0060.00151.5782.02832×0.0210.540.756.5125.551.010.224.710.270.0040.00204.6632.14933×0.0200.530.736.5325.433.510.221.020.280.0060.00300.2912.08534×0.0200.550.726.4825.523.530.232.030.290.0050.00280.5752.10935×0.0210.540.756.5125.543.520.223.040.310.0040.00280.8642.06536○0.0150.540.706.5425.551.510.234.210.250.0040.00202.7952.28137○0.0150.550.746.3725.391.540.714.230.250.004 0.00202.7472.27138○0.0150.530.756.4125.401.550.214.210.250.0060.0020Ce：0.03％2.7232.29139○0.0150.540.736.5225.501.480.724.220.250.0050.0020Ce：0.03％2.8512.2540○0.0150.530.716.3925.511.420.204.220.250.0040.0020Ca：0.01％2.9722.29741○0.0150.550.736.5425.531.510.724.210.250.0050.0020Ca：0.01％2.7882.25142○0.0150.540.726.5225.551.500.224.200.250.0060.0020B：0.0025，Ti：0.14％2.82.28243×0.0150.520.736.5125.523.510.21 -0.250.0040.0020Ce：0.03％02.20144○0.0150.551.535.4322.501.010.223.040.150.0040.00203.012.69145○0.0150.541.515.2922.541.030.713.030.150.0050.0020Ce：0.03％2.9422.69246○0.0150.551.525.7122.551.250.713.600.150.0060.00202.882.64547×0.0150.531.545.3422.513.020.72 -0.150.0040.002002.64648×0.0170.480.756.6425.18 -0.237.100.230.0050.0015 -2.368
○：本发明钢 ×：对比钢
表2钢热塑性抗高温氧化能力临界点状腐蚀温度冲击韧性1×▲●50℃▲2×■●50℃●3×■●50℃▲4×▲●50℃▲5×▲●50℃●6×■▲55℃●7×■▲55℃●8×▲●55℃▲9×■●55℃●10×▲●65℃▲11×▲●65℃▲12×■▲70℃●13×▲▲80℃▲14×▲●80℃▲15×■●55℃▲16○●●55℃●17×■●70℃●18×■●70℃●19×■●70℃●20×■●75℃●21×■●50℃●22×▲●52.5℃●23×■●50℃▲24×■●50℃▲25×■●70℃▲26×▲●65℃▲27×▲●70℃▲28×▲●70℃●29×▲●65℃▲30×▲●75℃●31×▲●72.5℃●32×■●75℃●33×▲●65℃▲34×▲▲70℃▲35×▲▲70℃▲36○●●75℃●37○●，81％●75℃●38○●，85％●75℃●39○●，84％●75℃●40○●，84％●75℃●41○●，84％●75℃●42○●，85％●75℃●43×●●65℃▲44○●●55℃●45○●●55℃●46○●●55℃●47×■●50℃●48×▲▲80℃▲
○：本发明钢 ×： 对比钢
如在表2中所示，满足本发明成份的发明钢在热塑性、耐高温氧化性能、耐腐蚀性能及冲击韧性方面均优于对比钢。
还有，其中另行添加了一或两种选自、Ca、Ce、B和Ti中的元素的发明钢(38-42)显示出其热塑性比未加该元素的发明的钢有所改善。
实施例2
以与实施例1相同的方式将实施例1中的发明的钢16热轧，热轧条件列于表3，从而得到双相不锈钢。
对这样制成的钢作裂纹形成价查，结果表示表3。
表3实施例钢号轧制条件轧制工艺裂纹的形 成1道次2道次3道次4道次5道次6道次7道次8道次9道次对比钢116压缩比(％)18.1815.5613.1619.7020.7521.4324.2428.0033.33形成了裂 纹应变率2.5/秒2.6/秒2.2/秒2.4/秒2.8/秒3.1/秒3.8/秒4.7/秒6.0/秒对比钢216压缩比(％)11.024.3430.5035.1927.6932.2230.0423.08形成了裂 纹应变率1.6/秒2.5/秒3.2/秒4.1/秒5.7/秒7.1/秒8.5/秒10.5/秒发明的钢16压缩比(％)11.024.3430.5035.1927.6932.2230.0423.08未形成裂 纹应变率1.7/秒2.7/秒3.5/秒4.5/秒5.0/秒6.6/秒7.7/秒8.0/秒
如于表3中所示，在第一道次中本发明的钢稍被压缩，而后压缩比增加，直到36％。然后，在以1000-1050℃的温度下进行的终轧道次(第8道次)期间该压缩比又稍有下降。可以看到的是，最终获得的钢未显示任何裂纹形成。
另一方面，对于对比钢1而言，使压缩比持续提高，而且在1000-1050℃时进行的第8、9道次中将用更高的压缩比。此对比钢的成品板显示出了裂纹。在对比钢2的情况下，第1道次的较低的压缩比进行，而后，使该压缩比逐步增加。然后象本发明钢的情况一样，在终轧温度时再将用较低的压缩比。但在此情况下，总的应变率大于10秒。结果在终轧板中形成裂纹。
实施例3
熔炼成份如表4所示的钢，再将其铸成50Kg的锭。
然后从此锭上切下3mm(宽)×5mm(长)×2mm(厚)的试样。再选用一其中的加热和冷却是随意调节的热处理炉。在钢1的场名下，冷却速度在950-700℃的温度范围内变化，而在钢2的场合中，冷却速度在1000-700℃的温度范围内变化。在这样改变冷却速度的同时，观察全属间化合物的所示特性，观察结果示于表5。
这里，从700℃至室温进行空冷。
至于表5中的数值，是用扫描电镜的反向散射电子观察到的金属间化合物析出量，然后用图象分析进行的测量的结果。
表4钢CSiMnPSNiCrCuMoWN10.0230.541.520.0020.0025.4922.230.181.502.500.1620.0250.510.760.0020.0026.3824.800.181.564.350.29
表5钢冷却速度(℃/分)11(℃/分)3(℃/分)60(℃/分)析出量 (％)31.5021(℃/分)5(℃/分)180(℃/分)析出量 (％)101.50.2
如于表5中所示，在Cr含量为22-23％的情况下(钢1)，冷却速度大于3℃/分时的金属间化合物析出量为2.0％，而冷却速度为1℃/分时该析出量为3％。
在此期间，在Cr含量为24.80％的情况下(钢2)，以5℃/分的冷却速度的金属间化合物的析出量为2.0％，而冷却速度为1℃/分时的此析出量为10％。
按照如上所述的本发明，适当调整了各成分及成分间的比例，及适当控制了W/Mo重量比及Creq和Nieq间的关系。这样就得到了耐腐蚀性、热塑性、耐高温氧化性和冲击韧性均优的双相不锈钢。这种双相不锈钢适用于要求在腐蚀性环境中有高耐腐蚀性的各种设备。符合本发明的双相不锈钢在热塑性方面还尤为优越，因此可适当控制热轧条件，以便使该钢板的制造变得非常容易。
还有，桉本发明，通过适当控制连铸和钢坯冷却过程中的某一温度范围内的冷却速度而可将金属间化合物的析出保持为2.0％或更少。因此可提供消除了表面缺陷的双相不锈钢坯。